JPH10110231A - 耐摩耗性，鋳造性，鍛造性に優れた鋳造・鍛造用アルミ合金材及びその製造法 - Google Patents
耐摩耗性，鋳造性，鍛造性に優れた鋳造・鍛造用アルミ合金材及びその製造法Info
- Publication number
- JPH10110231A JPH10110231A JP26688496A JP26688496A JPH10110231A JP H10110231 A JPH10110231 A JP H10110231A JP 26688496 A JP26688496 A JP 26688496A JP 26688496 A JP26688496 A JP 26688496A JP H10110231 A JPH10110231 A JP H10110231A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- casting
- weight
- forging
- aluminum alloy
- forgeability
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Abstract
(57)【要約】
【課題】
【解決手段】 押出工程を経ない鋳造・鍛造法で耐摩耗
性及び機械的特性に優れたアルミ合金材を得る。 【効果】 このアルミ合金材は、Ｓｉ：３．０〜７．０
％，Ｍｇ：０．６〜１．５％，Ｍｎ：０．１〜０．５
％，Ｃｕ：０．３〜０．９％，Ｃｒ：０．３〜０．５
％，Ｆｅ：０．２５％以下，Ｔｉ：０．０１〜０．２
％，Ｂ：０．００１〜０．０１％を含み、必要に応じて
更にＳｒ：０．００１〜０．０５％，Ｓｂ：０．０５〜
０．１５％の１種又は２種を含み、残部が実質的にＡｌ
の組成をもつ。鋳造時の共晶Ｓｉの平均長さは、３〜６
μｍであることが好ましい。型鋳造で製造された予成形
体は、５００〜５３５℃に２〜１２時間加熱する均質化
処理が施される。
性及び機械的特性に優れたアルミ合金材を得る。 【効果】 このアルミ合金材は、Ｓｉ：３．０〜７．０
％，Ｍｇ：０．６〜１．５％，Ｍｎ：０．１〜０．５
％，Ｃｕ：０．３〜０．９％，Ｃｒ：０．３〜０．５
％，Ｆｅ：０．２５％以下，Ｔｉ：０．０１〜０．２
％，Ｂ：０．００１〜０．０１％を含み、必要に応じて
更にＳｒ：０．００１〜０．０５％，Ｓｂ：０．０５〜
０．１５％の１種又は２種を含み、残部が実質的にＡｌ
の組成をもつ。鋳造時の共晶Ｓｉの平均長さは、３〜６
μｍであることが好ましい。型鋳造で製造された予成形
体は、５００〜５３５℃に２〜１２時間加熱する均質化
処理が施される。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車部品，家電製品
等に使用され、鍛造性，耐摩耗性に優れた鋳造・鍛造用
合金材及びその製造方法に関する。
等に使用され、鍛造性，耐摩耗性に優れた鋳造・鍛造用
合金材及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】鍛造用のアルミ合金素材には、水冷され
たモールド中で溶湯を連続的に凝固させた連鋳棒や、連
鋳棒から押出加工された丸棒等が一般的に使用されてい
る。しかし、これらの素材を使用して複雑形状の製品を
成形する場合、歩留りが低く、コスト高になる。そこ
で、最近では金型やダイカスト等で製造した予成形体を
１工程の鍛造で成形する鋳造・鍛造法が普及してきた。
すなわち、この鋳造・鍛造法では、鋳造時に極力最終製
品に近い予成形体に鋳造し、押出工程を経ることなく予
成形体を熱間鍛造している。予成形体を１工程の鍛造で
成形するためには、鍛造の前工程で健全な予成形体が得
られることが重要であり、鋳造性の良好な合金の開発が
要求される。しかしながら、現在のアルミ合金では、鋳
造性，鍛造性，製品強度の全てを満足する材料は実用化
されていない。たとえば、現在鍛造に用いられているア
ルミ合金としては、ＪＩＳ Ａ６０６１，Ａ６１５１等
のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金やＪＩＳＡ２０１７，Ａ７０
７５等の高強度の展伸材がある。しかし、これらの材料
は、連続鋳造材や押出材を鍛造素材として使用するの
で、金型鋳造によって三次元形状の予成形体を得ようと
すると、鋳造時の割れ，流動性不良等に起因して鋳造欠
陥が発生し易く、目的とする予成形体形状が得られな
い。また、材料内部に欠陥を内在しやすいため、鍛造用
素材としては不向きである。
たモールド中で溶湯を連続的に凝固させた連鋳棒や、連
鋳棒から押出加工された丸棒等が一般的に使用されてい
る。しかし、これらの素材を使用して複雑形状の製品を
成形する場合、歩留りが低く、コスト高になる。そこ
で、最近では金型やダイカスト等で製造した予成形体を
１工程の鍛造で成形する鋳造・鍛造法が普及してきた。
すなわち、この鋳造・鍛造法では、鋳造時に極力最終製
品に近い予成形体に鋳造し、押出工程を経ることなく予
成形体を熱間鍛造している。予成形体を１工程の鍛造で
成形するためには、鍛造の前工程で健全な予成形体が得
られることが重要であり、鋳造性の良好な合金の開発が
要求される。しかしながら、現在のアルミ合金では、鋳
造性，鍛造性，製品強度の全てを満足する材料は実用化
されていない。たとえば、現在鍛造に用いられているア
ルミ合金としては、ＪＩＳ Ａ６０６１，Ａ６１５１等
のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金やＪＩＳＡ２０１７，Ａ７０
７５等の高強度の展伸材がある。しかし、これらの材料
は、連続鋳造材や押出材を鍛造素材として使用するの
で、金型鋳造によって三次元形状の予成形体を得ようと
すると、鋳造時の割れ，流動性不良等に起因して鋳造欠
陥が発生し易く、目的とする予成形体形状が得られな
い。また、材料内部に欠陥を内在しやすいため、鍛造用
素材としては不向きである。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】押出し・鍛造用の合金
素材として、本発明者等は、Ｓｉ，Ｓｂ，Ｆｅ，Ｔｉ，
Ｍｇ，Ｂ，Ｃｕの間で成分バランスを図り、展伸用合金
に匹敵する引張強さをもつアルミ合金材を特願平４−１
４３４０５号で提案した。このアルミ合金は、押出性，
鍛造性を確保するためＣｒ及びＭｇの含有量を低く抑え
ている。しかし、Ｃｒ含有量が少ないことから、鍛造後
のＴ６処理時の溶体化処理で再結晶粒の粗大化が散見さ
れる。また、特開平８−３６７５号公報で紹介した鋳造
・鍛造用合金では、鍛造性を確保するためにＳｉ含有量
を調整しているが、Ｓｉ含有量が低いために鋳造性が十
分でない。また、耐摩耗性も十分でない。本発明は、先
に提案した２種類の合金を改良したものであり、他の合
金成分との関連でＳｉ，Ｃｒを増量させることにより鋳
造性，鍛造性等を改善し、複雑形状の予成形体が得ら
れ、溶体化処理時に再結晶粒の粗大化が抑制され、耐摩
耗性に優れ、且つ予成形体を均質化処理することにより
更に鍛造性にも優れたアルミ合金材を得ることを目的と
する。
素材として、本発明者等は、Ｓｉ，Ｓｂ，Ｆｅ，Ｔｉ，
Ｍｇ，Ｂ，Ｃｕの間で成分バランスを図り、展伸用合金
に匹敵する引張強さをもつアルミ合金材を特願平４−１
４３４０５号で提案した。このアルミ合金は、押出性，
鍛造性を確保するためＣｒ及びＭｇの含有量を低く抑え
ている。しかし、Ｃｒ含有量が少ないことから、鍛造後
のＴ６処理時の溶体化処理で再結晶粒の粗大化が散見さ
れる。また、特開平８−３６７５号公報で紹介した鋳造
・鍛造用合金では、鍛造性を確保するためにＳｉ含有量
を調整しているが、Ｓｉ含有量が低いために鋳造性が十
分でない。また、耐摩耗性も十分でない。本発明は、先
に提案した２種類の合金を改良したものであり、他の合
金成分との関連でＳｉ，Ｃｒを増量させることにより鋳
造性，鍛造性等を改善し、複雑形状の予成形体が得ら
れ、溶体化処理時に再結晶粒の粗大化が抑制され、耐摩
耗性に優れ、且つ予成形体を均質化処理することにより
更に鍛造性にも優れたアルミ合金材を得ることを目的と
する。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の鋳造・鍛造用ア
ルミ合金材は、その目的を達成するため、Ｓｉ：３．０
〜７．０重量％，Ｍｇ：０．６〜１．５重量％，Ｍｎ：
０．１〜０．５重量％，Ｃｕ：０．３〜０．９重量％，
Ｃｒ：０．３〜０．５重量％，Ｆｅ：０．２５重量％以
下，Ｔｉ：０．０１〜０．２重量％，Ｂ：０．００１〜
０．０１重量％を含み、残部が実質的にＡｌの組成をも
つことを特徴とする。この鋳造・鍛造用アルミ合金材
は、更にＳｒ：０．００１〜０．０５重量％，Ｓｂ：
０．０５〜０．１５重量％の１種又は２種を含み、鋳造
時の共晶Ｓｉの平均長さが３〜６μｍであることが好ま
しい。この鋳造・鍛造用アルミ合金材は、溶製後、型鋳
造で予成形体を製造し、予成形体を５００〜５３５℃に
２〜１２時間加熱する均質化処理を施した後、強制冷却
し、次いで鍛造上りの材料表面温度が４００〜５００℃
となる条件下で熱間鍛造し、更にＴ６処理を施し、機械
加工することにより製造される。予成形体は、ガス含有
量を０．３０ｃｃ／１００ｇ以下に規制することが好ま
しい。また、溶製に際しては、アルゴン又は窒素と塩素
との混合ガス雰囲気中で合金溶湯を脱ガスすることが好
ましい。なお、予成形体が単純な形状で鍛造が容易な場
合には、均質化処理及び強制冷却を省略することも可能
である。
ルミ合金材は、その目的を達成するため、Ｓｉ：３．０
〜７．０重量％，Ｍｇ：０．６〜１．５重量％，Ｍｎ：
０．１〜０．５重量％，Ｃｕ：０．３〜０．９重量％，
Ｃｒ：０．３〜０．５重量％，Ｆｅ：０．２５重量％以
下，Ｔｉ：０．０１〜０．２重量％，Ｂ：０．００１〜
０．０１重量％を含み、残部が実質的にＡｌの組成をも
つことを特徴とする。この鋳造・鍛造用アルミ合金材
は、更にＳｒ：０．００１〜０．０５重量％，Ｓｂ：
０．０５〜０．１５重量％の１種又は２種を含み、鋳造
時の共晶Ｓｉの平均長さが３〜６μｍであることが好ま
しい。この鋳造・鍛造用アルミ合金材は、溶製後、型鋳
造で予成形体を製造し、予成形体を５００〜５３５℃に
２〜１２時間加熱する均質化処理を施した後、強制冷却
し、次いで鍛造上りの材料表面温度が４００〜５００℃
となる条件下で熱間鍛造し、更にＴ６処理を施し、機械
加工することにより製造される。予成形体は、ガス含有
量を０．３０ｃｃ／１００ｇ以下に規制することが好ま
しい。また、溶製に際しては、アルゴン又は窒素と塩素
との混合ガス雰囲気中で合金溶湯を脱ガスすることが好
ましい。なお、予成形体が単純な形状で鍛造が容易な場
合には、均質化処理及び強制冷却を省略することも可能
である。
【０００５】
【作用】本発明のアルミ合金材においては、鋳造で複雑
形状の予成形体を製造し、押出工程を経ずに鍛造で最終
形状に成形するため、鋳造性，鍛造性を改良した合金設
計を採用している。なかでも、Ｓｉ含有量の増加は、湯
流れ性，鋳造割れ，ヒケ性等を有効に改善し、複雑な形
状をもつ予成形体の製造を可能にしている。Ｓｉ含有量
の増加は、耐摩耗性を改善する上でも有効である。ま
た、Ｃｒ含有量の増加により、鍛造後のＴ６処理時の溶
体化処理において再結晶粒の粗大化が抑制され、材料に
伸びが付与される。Ｓｉ，Ｃｒの増量による鍛造性の劣
化は、予成形体が複雑形状で鍛造性が悪い場合、予成形
体を高温で均質化処理することにより解消される。均質
化処理は、従来の鋳造・鍛造法で使用される予成形体で
は実施されていないが、押出工程が省略できることから
結果としてコスト節減に寄与している。
形状の予成形体を製造し、押出工程を経ずに鍛造で最終
形状に成形するため、鋳造性，鍛造性を改良した合金設
計を採用している。なかでも、Ｓｉ含有量の増加は、湯
流れ性，鋳造割れ，ヒケ性等を有効に改善し、複雑な形
状をもつ予成形体の製造を可能にしている。Ｓｉ含有量
の増加は、耐摩耗性を改善する上でも有効である。ま
た、Ｃｒ含有量の増加により、鍛造後のＴ６処理時の溶
体化処理において再結晶粒の粗大化が抑制され、材料に
伸びが付与される。Ｓｉ，Ｃｒの増量による鍛造性の劣
化は、予成形体が複雑形状で鍛造性が悪い場合、予成形
体を高温で均質化処理することにより解消される。均質
化処理は、従来の鋳造・鍛造法で使用される予成形体で
は実施されていないが、押出工程が省略できることから
結果としてコスト節減に寄与している。
【０００６】以下、本発明アルミ合金材に含まれる合金
成分，含有量等を説明する。 Ｓｉ：３．０〜７．０重量％ 複雑な予成形体を鋳造する際の鋳型に対する湯流れを良
くし、鋳造割れ，ヒケ性を改善する作用を呈し、健全な
予成形体が鋳造される。また、製品の耐摩耗性を向上す
る作用もある。このような作用は、３．０重量％以上の
Ｓｉ含有で顕著になる。しかし、７．０重量％を超える
多量のＳｉが含まれると、伸び，靭性が劣化し、鍛造加
工性が悪くなる。 Ｍｇ：０．６〜１．５重量％ Ｔ６処理で微細なＭｇ2 Ｓｉをマトリックスに析出さ
せ、材料強度を向上させる作用を呈する合金成分であ
る。Ｍｇ含有量が０．６重量％未満では強度向上作用が
少なく、１．５重量％を超えると鍛造時の加工性が劣化
する。
成分，含有量等を説明する。 Ｓｉ：３．０〜７．０重量％ 複雑な予成形体を鋳造する際の鋳型に対する湯流れを良
くし、鋳造割れ，ヒケ性を改善する作用を呈し、健全な
予成形体が鋳造される。また、製品の耐摩耗性を向上す
る作用もある。このような作用は、３．０重量％以上の
Ｓｉ含有で顕著になる。しかし、７．０重量％を超える
多量のＳｉが含まれると、伸び，靭性が劣化し、鍛造加
工性が悪くなる。 Ｍｇ：０．６〜１．５重量％ Ｔ６処理で微細なＭｇ2 Ｓｉをマトリックスに析出さ
せ、材料強度を向上させる作用を呈する合金成分であ
る。Ｍｇ含有量が０．６重量％未満では強度向上作用が
少なく、１．５重量％を超えると鍛造時の加工性が劣化
する。
【０００７】Ｍｎ：０．１〜０．５重量％ Ｔ６処理時の溶体化処理において再結晶粒の粗大化を抑
制し、強度，伸び，靭性を向上する作用を呈する合金成
分である。Ｍｎの作用は、０．１重量％以上の含有量で
顕著になる。しかし、０．５重量％を超える多量のＭｎ
が含まれると、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ系等の硬質で脆
い金属間化合物の析出量が多くなり、加工性に悪影響を
及ぼす。この点、Ｍｎ含有量を０．１〜０．５重量％の
範囲に維持すると、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物が針状か
ら塊状に変わり、これによっても靭性が向上する。 Ｃｕ：０．３〜０．９重量％ Ｔ６処理の時効処理時にＣｕＡｌ2 等のＡｌ−Ｃｕ系，
Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系等の析出物となって材料強度を向上
する作用を呈する。Ｃｕの作用は、０．３重量％以上の
含有量で顕著になる。しかし、０．９重量％を超える多
量のＣｕが含まれると、耐食性が劣化する。
制し、強度，伸び，靭性を向上する作用を呈する合金成
分である。Ｍｎの作用は、０．１重量％以上の含有量で
顕著になる。しかし、０．５重量％を超える多量のＭｎ
が含まれると、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ系等の硬質で脆
い金属間化合物の析出量が多くなり、加工性に悪影響を
及ぼす。この点、Ｍｎ含有量を０．１〜０．５重量％の
範囲に維持すると、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物が針状か
ら塊状に変わり、これによっても靭性が向上する。 Ｃｕ：０．３〜０．９重量％ Ｔ６処理の時効処理時にＣｕＡｌ2 等のＡｌ−Ｃｕ系，
Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系等の析出物となって材料強度を向上
する作用を呈する。Ｃｕの作用は、０．３重量％以上の
含有量で顕著になる。しかし、０．９重量％を超える多
量のＣｕが含まれると、耐食性が劣化する。
【０００８】Ｃｒ：０．３〜０．５重量％ Ｍｎと同様に、Ｔ６処理時の溶体化処理において再結晶
粒の粗大化を抑制し、強度，伸び，靭性を向上する作用
を呈する。Ｃｒの作用は、０．３重量％以上で顕著にな
り、Ｍｎとの併用添加により一層大きな効果が得られ
る。しかし、０．５重量％を超える多量のＣｒが含まれ
ると、加工性が劣化する。 Ｆｅ：０．２５重量％以下 不純物としてアルミ合金に混入する成分であり、Ａｌ−
Ｆｅ−Ｓｉ系化合物となってマトリックスに分散し、伸
び，靭性，耐食性等に悪影響を与える。そのため、Ｆｅ
含有量は少ないほど好ましいが、過度にＦｅ含有量を下
げることは合金の溶製を困難にする。したがって、本発
明においては実質的な悪影響がみられない０．２５重量
％にＦｅ含有量の上限を設定した。
粒の粗大化を抑制し、強度，伸び，靭性を向上する作用
を呈する。Ｃｒの作用は、０．３重量％以上で顕著にな
り、Ｍｎとの併用添加により一層大きな効果が得られ
る。しかし、０．５重量％を超える多量のＣｒが含まれ
ると、加工性が劣化する。 Ｆｅ：０．２５重量％以下 不純物としてアルミ合金に混入する成分であり、Ａｌ−
Ｆｅ−Ｓｉ系化合物となってマトリックスに分散し、伸
び，靭性，耐食性等に悪影響を与える。そのため、Ｆｅ
含有量は少ないほど好ましいが、過度にＦｅ含有量を下
げることは合金の溶製を困難にする。したがって、本発
明においては実質的な悪影響がみられない０．２５重量
％にＦｅ含有量の上限を設定した。
【０００９】Ｔｉ：０．０１〜０．２重量％ 鋳塊の組織を微細にし、鋳塊の割れ発生を防止すると共
に、塑性加工に伴うオレンジピール等の肌荒れが鍛造品
の表面に発生することを防止する作用を呈する合金成分
である。このような作用は、０．０１重量％以上のＴｉ
含有量で顕著になる。しかし、０．２重量％を超える多
量のＴｉ含有量は、ＴｉＢ2 ，ＴｉＡｌ3 等の巨大な晶
出物の発生を促進させ、鍛造加工時の割れ，切削加工時
の表面疵を発生させる原因となる。 Ｂ：０．００１〜０．０１重量％ Ｔｉと同様に、鋳造時の結晶粒の微細化に有効な合金成
分であり、０．００１重量％以上でその効果が発現され
る。しかし、０．０１重量％を超えて多量にＴｉが含ま
れると、巨大なＴｉＢ2 等の晶出物が発生し易くなり、
鍛造，切削等の加工性が低下する。
に、塑性加工に伴うオレンジピール等の肌荒れが鍛造品
の表面に発生することを防止する作用を呈する合金成分
である。このような作用は、０．０１重量％以上のＴｉ
含有量で顕著になる。しかし、０．２重量％を超える多
量のＴｉ含有量は、ＴｉＢ2 ，ＴｉＡｌ3 等の巨大な晶
出物の発生を促進させ、鍛造加工時の割れ，切削加工時
の表面疵を発生させる原因となる。 Ｂ：０．００１〜０．０１重量％ Ｔｉと同様に、鋳造時の結晶粒の微細化に有効な合金成
分であり、０．００１重量％以上でその効果が発現され
る。しかし、０．０１重量％を超えて多量にＴｉが含ま
れると、巨大なＴｉＢ2 等の晶出物が発生し易くなり、
鍛造，切削等の加工性が低下する。
【００１０】Ｓｒ：０．００１〜０．０５重量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、鋳造時の共晶
Ｓｉを微細化し、衝撃値や伸びを向上させる作用を呈す
る。また、Ｎａのように過度の微細化を生じさせること
がないので、耐摩耗性が損なわれない。Ｓｒの作用は、
０．００１重量％以上の含有量で顕著になる。しかし、
０．０５重量％を超える多量の含有量では、金属間化合
物の発生に起因した加工性の低下やアルミ溶湯に対する
ガス，介在物等の介入を促進させる原因となる。 Ｓｂ：０．０５〜０．１５重量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、Ｓｒと同様に
鋳造時の共晶Ｓｉを微細化する作用を呈し、特に鋳造・
鍛造用合金においては伸びを改善する。また、Ｎａのよ
うに過度の微細化を生じさせることがないので、耐摩耗
性が損なわれない。Ｓｂ添加による微細化作用は、０．
０５重量％以上の含有量で顕著になる。しかし、０．１
５重量％を超える多量の含有量は、Ｓｂ2 Ｍｇ3 等の金
属間化合物の発生を促進させ、鍛造性を劣化させる。
Ｓｉを微細化し、衝撃値や伸びを向上させる作用を呈す
る。また、Ｎａのように過度の微細化を生じさせること
がないので、耐摩耗性が損なわれない。Ｓｒの作用は、
０．００１重量％以上の含有量で顕著になる。しかし、
０．０５重量％を超える多量の含有量では、金属間化合
物の発生に起因した加工性の低下やアルミ溶湯に対する
ガス，介在物等の介入を促進させる原因となる。 Ｓｂ：０．０５〜０．１５重量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、Ｓｒと同様に
鋳造時の共晶Ｓｉを微細化する作用を呈し、特に鋳造・
鍛造用合金においては伸びを改善する。また、Ｎａのよ
うに過度の微細化を生じさせることがないので、耐摩耗
性が損なわれない。Ｓｂ添加による微細化作用は、０．
０５重量％以上の含有量で顕著になる。しかし、０．１
５重量％を超える多量の含有量は、Ｓｂ2 Ｍｇ3 等の金
属間化合物の発生を促進させ、鍛造性を劣化させる。
【００１１】鋳造 以上のように成分設計されたアルミ合金の溶製・鋳造に
際しては、通常のＡｌ−Ｓｉ系合金の鋳造に比較して製
造条件を高度に制御することが重要である。具体的に
は、７００〜７５０℃でアルミ合金を溶製し、特に合金
溶湯のガス含有量を厳しくコントロールする。このとき
の製造条件が不適当であると、鍛造時に割れが発生し易
く、均質化処理，Ｔ６処理でも製品にフクレが発生し易
くなる。たとえば、７５０℃を超える高温で溶製する
と、ガス含有量が増加し、鍛造時の割れや製品のフクレ
の原因となる。溶製された合金溶湯は、アルゴン又は窒
素と塩素ガスとの混合ガス雰囲気中で、通常の鋳物に比
較して十分に脱ガスされる。通常のＡｌ−Ｓｉ系鋳物の
ガス含有量は０．３０〜０．３５ｃｃ／１００ｇである
が、本発明に従ったアルミ合金材では多くても０．２５
〜０．３０ｃｃ／１００ｇのオーダまでガス含有量を低
減する。これにより、均質化処理時にフクレの発生が防
止される。
際しては、通常のＡｌ−Ｓｉ系合金の鋳造に比較して製
造条件を高度に制御することが重要である。具体的に
は、７００〜７５０℃でアルミ合金を溶製し、特に合金
溶湯のガス含有量を厳しくコントロールする。このとき
の製造条件が不適当であると、鍛造時に割れが発生し易
く、均質化処理，Ｔ６処理でも製品にフクレが発生し易
くなる。たとえば、７５０℃を超える高温で溶製する
と、ガス含有量が増加し、鍛造時の割れや製品のフクレ
の原因となる。溶製された合金溶湯は、アルゴン又は窒
素と塩素ガスとの混合ガス雰囲気中で、通常の鋳物に比
較して十分に脱ガスされる。通常のＡｌ−Ｓｉ系鋳物の
ガス含有量は０．３０〜０．３５ｃｃ／１００ｇである
が、本発明に従ったアルミ合金材では多くても０．２５
〜０．３０ｃｃ／１００ｇのオーダまでガス含有量を低
減する。これにより、均質化処理時にフクレの発生が防
止される。
【００１２】微細化には通常の方法が採用されるが、鋳
造温度を７００〜７５０℃に設定する。鋳造方式として
は、重力鋳造，溶湯鍛造法等が好ましく、ダイカスト法
はガス含有量が多くなるので好ましくない。鋳型の材質
は、金属，グラファイト等がある。鋳型温度は、常温〜
４５０℃の範囲で設定されるが、常に一定温度であるこ
とが重要であり、この温度にバラツキがあると鋳造組織
が変動し、後続工程における制御が難しくなる。鋳造時
の溶湯の冷却速度は、粗大晶出物の発生を防止するため
０．３℃／秒以上に設定される。０．３℃／秒よりも遅
い冷却速度では、粗大な晶出物が結晶粒界に晶出し、鍛
造時の加工性に悪影響を及ぼす。
造温度を７００〜７５０℃に設定する。鋳造方式として
は、重力鋳造，溶湯鍛造法等が好ましく、ダイカスト法
はガス含有量が多くなるので好ましくない。鋳型の材質
は、金属，グラファイト等がある。鋳型温度は、常温〜
４５０℃の範囲で設定されるが、常に一定温度であるこ
とが重要であり、この温度にバラツキがあると鋳造組織
が変動し、後続工程における制御が難しくなる。鋳造時
の溶湯の冷却速度は、粗大晶出物の発生を防止するため
０．３℃／秒以上に設定される。０．３℃／秒よりも遅
い冷却速度では、粗大な晶出物が結晶粒界に晶出し、鍛
造時の加工性に悪影響を及ぼす。
【００１３】このようにして得られた予成形体は、鋳造
欠陥がないため、押出工程を経ることなく熱間鍛造でき
る素材となる。予成形体における共晶Ｓｉが平均長さで
３〜６μｍに調整されていると、鍛造時のメタル流動が
スムーズに行われ、割れやオレンジピール等の鍛造欠陥
が発生しない。他方、共晶Ｓｉの平均長さが３μｍ未満
では、小さすぎて均質化処理や熱処理によって耐摩耗性
に有効なＳｉ粒子数が減少してしまう。逆に、平均長さ
が６μｍを超える共晶Ｓｉでは、大きいことにより熱間
鍛造時に共晶Ｓｉ粒子が破断したり、メタル流動がスム
ーズに行われず、鋳造欠陥が発生し易い。
欠陥がないため、押出工程を経ることなく熱間鍛造でき
る素材となる。予成形体における共晶Ｓｉが平均長さで
３〜６μｍに調整されていると、鍛造時のメタル流動が
スムーズに行われ、割れやオレンジピール等の鍛造欠陥
が発生しない。他方、共晶Ｓｉの平均長さが３μｍ未満
では、小さすぎて均質化処理や熱処理によって耐摩耗性
に有効なＳｉ粒子数が減少してしまう。逆に、平均長さ
が６μｍを超える共晶Ｓｉでは、大きいことにより熱間
鍛造時に共晶Ｓｉ粒子が破断したり、メタル流動がスム
ーズに行われず、鋳造欠陥が発生し易い。
【００１４】均質化処理：５００〜５３５℃×２〜１２
時間加熱 鋳造で得られた予成形体を均質化処理することにより、
鋳造時に結晶粒界に晶出したＡｌ2 Ｃｕ，Ｍｇ2 Ｓｉ等
の晶出物がマトリックスに固溶する。また、均質化処理
によって、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃｒ，Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ
−Ｓｉ系等の金属間化合物の晶出物を極力マトリックス
に固溶させる。これにより、熱間鍛造時の変形抵抗が少
なく、加工性が向上する。また、平均長さ３〜６μｍの
共晶Ｓｉが球状化し、熱間鍛造時の変形抵抗が小さくな
る。均質化処理の条件についてみると、５００℃未満の
処理温度や２時間に達しない加熱時間では、固溶化が十
分でなく、鋳造歪みの除去も不十分である。しかし、５
３５℃を超える処理温度では、予成形体に部分的融解が
発生する。また、１２時間を超える加熱時間では、加熱
処理の長期化に見合った均質化の効果上昇がみられな
い。均質化処理された予成形体は、その組織を維持する
ため均質化処理後に強制冷却される。このときの冷却速
度は２００℃／時以上が必要であり、強制空冷，油中冷
却，水中冷却等が採用される。なお、鋳造で製造された
予成形体の形状が簡単なものでは鋳造欠陥が発生せず、
熱間鍛造時にもメタルの流動が単純なことから、均質化
処理を施さなくても熱間鍛造が可能である。
時間加熱 鋳造で得られた予成形体を均質化処理することにより、
鋳造時に結晶粒界に晶出したＡｌ2 Ｃｕ，Ｍｇ2 Ｓｉ等
の晶出物がマトリックスに固溶する。また、均質化処理
によって、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃｒ，Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ
−Ｓｉ系等の金属間化合物の晶出物を極力マトリックス
に固溶させる。これにより、熱間鍛造時の変形抵抗が少
なく、加工性が向上する。また、平均長さ３〜６μｍの
共晶Ｓｉが球状化し、熱間鍛造時の変形抵抗が小さくな
る。均質化処理の条件についてみると、５００℃未満の
処理温度や２時間に達しない加熱時間では、固溶化が十
分でなく、鋳造歪みの除去も不十分である。しかし、５
３５℃を超える処理温度では、予成形体に部分的融解が
発生する。また、１２時間を超える加熱時間では、加熱
処理の長期化に見合った均質化の効果上昇がみられな
い。均質化処理された予成形体は、その組織を維持する
ため均質化処理後に強制冷却される。このときの冷却速
度は２００℃／時以上が必要であり、強制空冷，油中冷
却，水中冷却等が採用される。なお、鋳造で製造された
予成形体の形状が簡単なものでは鋳造欠陥が発生せず、
熱間鍛造時にもメタルの流動が単純なことから、均質化
処理を施さなくても熱間鍛造が可能である。
【００１５】熱間鍛造：鍛造上りの材料表面温度が４０
０〜５００℃ 予成形体の熱間鍛造に先立って、合金元素を極力固溶さ
せるため、４００〜５００℃に加熱する。他方、熱間鍛
造用の金型を材料の大きさ及び加工率との兼ね合いで３
００〜４５０℃に予熱しておき、加工率３０〜８０％で
熱間鍛造する。このとき、鍛造上りの材料表面温度が４
００〜５００℃，好ましくは４５０〜５００℃となるよ
うに加熱条件を選定することが重要である。このように
熱間鍛造を高温条件に設定することにより、鍛造時の変
形抵抗が低下して鍛造性が良くなり、またＣｒ，Ｍｎ系
の化合物を微細で均一に分布させることができる。その
結果、次のＴ６処理時の溶体化において、再結晶粒の粗
大化が防止される。これに対し、予成形体の加熱温度が
５００℃を超えると鍛造時の昇温で合金材が部分溶解す
る虞れがある。４００℃以下では変形抵抗が高くなり、
またＣｒ，Ｍｎ系の化合物が微細に析出しないため、Ｔ
６処理時の溶体化で再結晶粒が粗大化することがある。
０〜５００℃ 予成形体の熱間鍛造に先立って、合金元素を極力固溶さ
せるため、４００〜５００℃に加熱する。他方、熱間鍛
造用の金型を材料の大きさ及び加工率との兼ね合いで３
００〜４５０℃に予熱しておき、加工率３０〜８０％で
熱間鍛造する。このとき、鍛造上りの材料表面温度が４
００〜５００℃，好ましくは４５０〜５００℃となるよ
うに加熱条件を選定することが重要である。このように
熱間鍛造を高温条件に設定することにより、鍛造時の変
形抵抗が低下して鍛造性が良くなり、またＣｒ，Ｍｎ系
の化合物を微細で均一に分布させることができる。その
結果、次のＴ６処理時の溶体化において、再結晶粒の粗
大化が防止される。これに対し、予成形体の加熱温度が
５００℃を超えると鍛造時の昇温で合金材が部分溶解す
る虞れがある。４００℃以下では変形抵抗が高くなり、
またＣｒ，Ｍｎ系の化合物が微細に析出しないため、Ｔ
６処理時の溶体化で再結晶粒が粗大化することがある。
【００１６】Ｔ６処理：熱間鍛造されたアルミ合金材
は、溶体化処理によりＣｕ，Ｍｇ，Ｓｉ等を固溶体化さ
せ、水焼入れした後、時効処理される。溶体化では、た
とえば熱間鍛造品が５００〜５３０℃に２〜６時間加熱
される。時効処理では、１５０〜２００℃に４〜１２時
間加熱される。時効処理によりＡｌ2 Ｃｕ，Ｍｇ2 Ｓｉ
等が析出し、材料強度が上昇する。また、マトリックス
に固溶していたＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｃｒ系，Ａｌ−Ｍｎ
−Ｆｅ系等の金属間化合物も、少量ではあるが時効処理
により細かく析出し、材料の強度を向上させる。時効処
理されたＡｌ合金材は、次いで機械加工され、必要に応
じて表面処理が施され、最終製品となる。
は、溶体化処理によりＣｕ，Ｍｇ，Ｓｉ等を固溶体化さ
せ、水焼入れした後、時効処理される。溶体化では、た
とえば熱間鍛造品が５００〜５３０℃に２〜６時間加熱
される。時効処理では、１５０〜２００℃に４〜１２時
間加熱される。時効処理によりＡｌ2 Ｃｕ，Ｍｇ2 Ｓｉ
等が析出し、材料強度が上昇する。また、マトリックス
に固溶していたＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｃｒ系，Ａｌ−Ｍｎ
−Ｆｅ系等の金属間化合物も、少量ではあるが時効処理
により細かく析出し、材料の強度を向上させる。時効処
理されたＡｌ合金材は、次いで機械加工され、必要に応
じて表面処理が施され、最終製品となる。
【００１７】
【実施例】各種試験用に使用するアルミ合金として、表
１に示す組成をもつ各種溶湯を７２０℃で溶製した。
１に示す組成をもつ各種溶湯を７２０℃で溶製した。
【００１８】
【００１９】実施例１：試料番号３のアルミ合金溶湯約
１０ｋｇを表２の条件で脱ガス処理し、４００℃に加熱
保持した金型に注湯し、０．４℃／秒で冷却した。金型
には、高さ３１ｍｍ，幅７０ｍｍ，長さ１３０ｍｍのサ
イズをもつ鋳鉄製のブロック状型を使用した。得られた
ブロック状の鋳塊からサンプルを切り出し、ガス含有量
を測定した。測定結果を、表２に併せ示す。表２から明
らかなように、窒素だけを使用した脱ガス処理では鋳塊
のガス含有量が多いが、アルゴン又は塩素−窒素の混合
ガスを使用した脱ガスでは、ガス含有量が０．３０ｃｃ
／１００ｇ以下になっていた。そのため、５３０℃×６
時間の均熱処理を施したところ、鋳塊Ａ，Ｂではフクレ
が発生しなかったのに対し、鋳塊Ｃではフクレが発生し
た。
１０ｋｇを表２の条件で脱ガス処理し、４００℃に加熱
保持した金型に注湯し、０．４℃／秒で冷却した。金型
には、高さ３１ｍｍ，幅７０ｍｍ，長さ１３０ｍｍのサ
イズをもつ鋳鉄製のブロック状型を使用した。得られた
ブロック状の鋳塊からサンプルを切り出し、ガス含有量
を測定した。測定結果を、表２に併せ示す。表２から明
らかなように、窒素だけを使用した脱ガス処理では鋳塊
のガス含有量が多いが、アルゴン又は塩素−窒素の混合
ガスを使用した脱ガスでは、ガス含有量が０．３０ｃｃ
／１００ｇ以下になっていた。そのため、５３０℃×６
時間の均熱処理を施したところ、鋳塊Ａ，Ｂではフクレ
が発生しなかったのに対し、鋳塊Ｃではフクレが発生し
た。
【００２０】
【００２１】実施例２：Ｓｒ，Ｓｂの共晶Ｓｉサイズに
及ぼす影響を調査するため、Ｎ2 −Ｃｌ2 混合ガスを用
いて試料番号３，７〜９の溶湯を７２０℃で脱ガスした
後、実施例１と同じ金型に鋳込み、得られた鋳塊の鋳造
組織を調べた。調査結果である共晶Ｓｉの平均長さを表
３に示すように、Ｓｒ，Ｓｂの添加によって共晶Ｓｉが
微細化されていることが判る。
及ぼす影響を調査するため、Ｎ2 −Ｃｌ2 混合ガスを用
いて試料番号３，７〜９の溶湯を７２０℃で脱ガスした
後、実施例１と同じ金型に鋳込み、得られた鋳塊の鋳造
組織を調べた。調査結果である共晶Ｓｉの平均長さを表
３に示すように、Ｓｒ，Ｓｂの添加によって共晶Ｓｉが
微細化されていることが判る。
【００２２】
【００２３】本発明者等は、共晶Ｓｉの平均長さが３〜
６μｍであると耐摩耗性を損なわず且つ靭性も良好であ
るとの知見をすでに得ている（たとえば、特願昭６３−
２６０４６２号参照）。本発明に従った試料番号３，７
〜９の鋳塊は、何れも共晶Ｓｉの平均長さ３〜６μｍの
要件を満足しており、耐摩耗性及び靭性が良好なものと
いえる。
６μｍであると耐摩耗性を損なわず且つ靭性も良好であ
るとの知見をすでに得ている（たとえば、特願昭６３−
２６０４６２号参照）。本発明に従った試料番号３，７
〜９の鋳塊は、何れも共晶Ｓｉの平均長さ３〜６μｍの
要件を満足しており、耐摩耗性及び靭性が良好なものと
いえる。
【００２４】実施例３：Ｎ2 −Ｃｌ2 混合ガスを用いて
試料番号１〜５の溶湯を７２０℃で脱ガスした後、４０
０℃に加熱保持した鋳鉄製のブロック状金型に鋳込ん
だ。得られた鋳塊から直径１４ｍｍ，高さ２１ｍｍのサ
ンプルを切り出し、As Cast 材及び５３０℃×６時間の
均熱処理後に強制空冷した材料（ＨＯ材）を用意した。
各材料を３５０℃，４００℃，４５０℃に加熱し、圧縮
試験法で熱間変形抵抗を調べた。圧縮試験法では、図１
に示すように３５０℃，４００℃又は４５０℃に加熱保
持した上金型１と下金型２との間にAs Cast 材又はＨＯ
材３を挟み、圧縮速度１００ｍｍ／秒でAs Cast 材又は
ＨＯ材３を圧縮した。そして、各材料について図２の荷
重−変位曲線を求め、この荷重−変位曲線から加工率５
０％での所要荷重を読み取り、計算で求められた理想断
面積で除すことにより熱間変形抵抗値を算出した。調査
結果を表４に示す。なお、圧縮試験直後の材料表面温度
は、サンプルが小さいことからほぼ型温に近い値であっ
た。
試料番号１〜５の溶湯を７２０℃で脱ガスした後、４０
０℃に加熱保持した鋳鉄製のブロック状金型に鋳込ん
だ。得られた鋳塊から直径１４ｍｍ，高さ２１ｍｍのサ
ンプルを切り出し、As Cast 材及び５３０℃×６時間の
均熱処理後に強制空冷した材料（ＨＯ材）を用意した。
各材料を３５０℃，４００℃，４５０℃に加熱し、圧縮
試験法で熱間変形抵抗を調べた。圧縮試験法では、図１
に示すように３５０℃，４００℃又は４５０℃に加熱保
持した上金型１と下金型２との間にAs Cast 材又はＨＯ
材３を挟み、圧縮速度１００ｍｍ／秒でAs Cast 材又は
ＨＯ材３を圧縮した。そして、各材料について図２の荷
重−変位曲線を求め、この荷重−変位曲線から加工率５
０％での所要荷重を読み取り、計算で求められた理想断
面積で除すことにより熱間変形抵抗値を算出した。調査
結果を表４に示す。なお、圧縮試験直後の材料表面温度
は、サンプルが小さいことからほぼ型温に近い値であっ
た。
【００２５】
【００２６】表４の調査結果から明らかなように、As C
ast 材に比較してＨＯ材の変形抵抗が小さく、試験温度
が高温になるほど変形抵抗が小さくなっている。また、
Ｓｉ含有量の増加に伴って変形抵抗も上昇している。こ
の調査結果から、熱間鍛造における鍛造性（加工性）の
評価として、ＨＯ材で材料の予備加熱温度及び鍛造上り
の温度を４００℃以上にすることが有効であることが判
る。また、As Cast 材でも鍛造温度が４５０℃と高いと
き、熱間変形抵抗が小さいことから、簡単形状の鍛造品
を得る場合には均質化処理を施さなくても鍛造可能なこ
とが判る。しかし、５００℃を超える高温では、材料に
部分融解が生じるため、好ましくない。
ast 材に比較してＨＯ材の変形抵抗が小さく、試験温度
が高温になるほど変形抵抗が小さくなっている。また、
Ｓｉ含有量の増加に伴って変形抵抗も上昇している。こ
の調査結果から、熱間鍛造における鍛造性（加工性）の
評価として、ＨＯ材で材料の予備加熱温度及び鍛造上り
の温度を４００℃以上にすることが有効であることが判
る。また、As Cast 材でも鍛造温度が４５０℃と高いと
き、熱間変形抵抗が小さいことから、簡単形状の鍛造品
を得る場合には均質化処理を施さなくても鍛造可能なこ
とが判る。しかし、５００℃を超える高温では、材料に
部分融解が生じるため、好ましくない。
【００２７】実施例４：試料番号３の組成をもつAs Cas
t 材に種々の条件下で均質化処理を施し、均質化処理条
件が熱間変形抵抗に及ぼす影響を調査した。本実施例で
使用したサンプルの形状及び試験方法は、実施例３と同
じにした。なお、熱間試験条件は、サンプルを４５０℃
に予備加熱し、型温４５０℃，加工率５０％で熱間鍛造
した。試験結果を示す表５にみられるように、本発明に
従った均質化処理を施した予成形体は、熱間変形抵抗値
が低下しており、鍛造性が良好であることが判る。しか
し、均質化処理の温度が５００℃未満や処理時間が１時
間程度では、予成形体の熱間変形抵抗値がAs Cast 材と
ほとんど変わらなかった。熱間変形抵抗値に鍛造時の温
度が最も大きな影響を与えるが、鍛造温度を一定にした
場合、更に予成形体の均質化処理によって鍛造性が向上
することが判る。これにより、複雑形状をもつ予成形体
であっても、均質化処理により熱間変形抵抗値が下が
り、スムーズに鍛造できることが確認された。
t 材に種々の条件下で均質化処理を施し、均質化処理条
件が熱間変形抵抗に及ぼす影響を調査した。本実施例で
使用したサンプルの形状及び試験方法は、実施例３と同
じにした。なお、熱間試験条件は、サンプルを４５０℃
に予備加熱し、型温４５０℃，加工率５０％で熱間鍛造
した。試験結果を示す表５にみられるように、本発明に
従った均質化処理を施した予成形体は、熱間変形抵抗値
が低下しており、鍛造性が良好であることが判る。しか
し、均質化処理の温度が５００℃未満や処理時間が１時
間程度では、予成形体の熱間変形抵抗値がAs Cast 材と
ほとんど変わらなかった。熱間変形抵抗値に鍛造時の温
度が最も大きな影響を与えるが、鍛造温度を一定にした
場合、更に予成形体の均質化処理によって鍛造性が向上
することが判る。これにより、複雑形状をもつ予成形体
であっても、均質化処理により熱間変形抵抗値が下が
り、スムーズに鍛造できることが確認された。
【００２８】
【００２９】実施例５：試料番号１〜９の組成をもつ溶
湯をＮ2 −Ｃｌ2 混合ガスを用いて脱ガスし、７２０℃
で溶製した後、４００℃に加熱保持した鋳鉄製のブロッ
ク状金型に鋳込んだ。得られた鋳塊に５２０℃×６時間
の均熱処理を施した後、強制空冷した。次いで、４５０
℃に加熱し、同じく４５０℃の加熱保持した金型を用い
て加工率６０％で熱間鍛造した。鍛造品に５２０℃×２
時間の溶体化処理を施し、水焼入れした後、１７５℃×
６時間の時効処理を施した。時効処理後の材料から鍛造
方向と垂直な方向に試験片を切り出し、機械的性質及び
耐摩耗性を調査した。なお、耐摩耗性は、ＦＣ２８を相
手材とし、潤滑剤を使用することなく摩擦速度１．２１
ｍ／秒で摩擦距離６００ｍを摺動させ、比摩耗量で評価
した。引張強さ４００Ｎ／ｍｍ2 以上，０．２％耐力３
５０Ｎ／ｍｍ2 以上，伸び１０％以上，比摩耗量９×１
０-7ｍｍ2／ｋｇ以下が合格品と判定される。表６の調
査結果にみられるように、本発明に従って得られた鍛造
品をＴ６処理したものでは、引張強さ，０．２％耐力，
伸び，耐摩耗性共に良好であった。また、Ｔ６処理材の
ミクロ組織は、Ｃｒ含有量が少ない試料番号６を除き、
何れも微細な再結晶粒であった。他方、Ｃｒ含有量が少
ない試料番号６のＴ６処理材では、粗大化した再結晶粒
が検出された。
湯をＮ2 −Ｃｌ2 混合ガスを用いて脱ガスし、７２０℃
で溶製した後、４００℃に加熱保持した鋳鉄製のブロッ
ク状金型に鋳込んだ。得られた鋳塊に５２０℃×６時間
の均熱処理を施した後、強制空冷した。次いで、４５０
℃に加熱し、同じく４５０℃の加熱保持した金型を用い
て加工率６０％で熱間鍛造した。鍛造品に５２０℃×２
時間の溶体化処理を施し、水焼入れした後、１７５℃×
６時間の時効処理を施した。時効処理後の材料から鍛造
方向と垂直な方向に試験片を切り出し、機械的性質及び
耐摩耗性を調査した。なお、耐摩耗性は、ＦＣ２８を相
手材とし、潤滑剤を使用することなく摩擦速度１．２１
ｍ／秒で摩擦距離６００ｍを摺動させ、比摩耗量で評価
した。引張強さ４００Ｎ／ｍｍ2 以上，０．２％耐力３
５０Ｎ／ｍｍ2 以上，伸び１０％以上，比摩耗量９×１
０-7ｍｍ2／ｋｇ以下が合格品と判定される。表６の調
査結果にみられるように、本発明に従って得られた鍛造
品をＴ６処理したものでは、引張強さ，０．２％耐力，
伸び，耐摩耗性共に良好であった。また、Ｔ６処理材の
ミクロ組織は、Ｃｒ含有量が少ない試料番号６を除き、
何れも微細な再結晶粒であった。他方、Ｃｒ含有量が少
ない試料番号６のＴ６処理材では、粗大化した再結晶粒
が検出された。
【００３０】
【００３１】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明において
は、Ｓｉ，Ｃｒの増量により鋳造性を改善すると共に鍛
造後のＴ６処理時の溶体化処理で再結晶粒の粗大化を抑
制した合金設計を採用している。このアルミ合金材を比
較的高温で均質化処理すると、Ｓｉ，Ｃｒの増量に起因
した鍛造性の劣化が抑制される。このようにして、本発
明のアルミ合金材は、押出工程を経ない鋳造・鍛造法で
製品形状にすることができ、しかも耐摩耗性及び機械的
特性が優れた材料であることから、自動車部品，家電製
品等として広範な分野で使用される。
は、Ｓｉ，Ｃｒの増量により鋳造性を改善すると共に鍛
造後のＴ６処理時の溶体化処理で再結晶粒の粗大化を抑
制した合金設計を採用している。このアルミ合金材を比
較的高温で均質化処理すると、Ｓｉ，Ｃｒの増量に起因
した鍛造性の劣化が抑制される。このようにして、本発
明のアルミ合金材は、押出工程を経ない鋳造・鍛造法で
製品形状にすることができ、しかも耐摩耗性及び機械的
特性が優れた材料であることから、自動車部品，家電製
品等として広範な分野で使用される。
【図１】 熱間変形抵抗試験を説明する図
【図２】 荷重−変位曲線を示すグラフ
１：上金型 ２：下金型 ３：As Cast 材又は
ＨＯ材
ＨＯ材
フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８２ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８２ ６８３ ６８３ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９４ ６９４Ｂ
Claims (5)
- 【請求項１】 Ｓｉ：３．０〜７．０重量％，Ｍｇ：
０．６〜１．５重量％，Ｍｎ：０．１〜０．５重量％，
Ｃｕ：０．３〜０．９重量％，Ｃｒ：０．３〜０．５重
量％，Ｆｅ：０．２５重量％以下，Ｔｉ：０．０１〜
０．２重量％，Ｂ：０．００１〜０．０１重量％を含
み、残部が実質的にＡｌの組成をもつ耐摩耗性，鋳造
性，鍛造性に優れた鋳造・鍛造用アルミ合金材。 - 【請求項２】 更にＳｒ：０．００１〜０．０５重量
％，Ｓｂ：０．０５〜０．１５重量％の１種又は２種を
含み、鋳造時の共晶Ｓｉの平均長さが３〜６μｍである
請求項１記載の耐摩耗性，鋳造性，鍛造性に優れた鋳造
・鍛造用アルミ合金材。 - 【請求項３】 請求項１又は２記載の組成をもつ合金を
溶製した後、型鋳造で予成形体を製造し、予成形体を５
００〜５３５℃に２〜１２時間加熱する均質化処理を施
した後、強制冷却し、次いで鍛造上りの材料表面温度が
４００〜５００℃となる条件下で熱間鍛造し、更にＴ６
処理を施し、機械加工することを特徴とする耐摩耗性，
鋳造性，鍛造性に優れた鋳造・鍛造用アルミ合金材の製
造方法。 - 【請求項４】 ガス含有量を０．３０ｃｃ／１００ｇ以
下に規制した予成形体を使用する請求項３記載の耐摩耗
性，鋳造性，鍛造性に優れた鋳造・鍛造用アルミ合金材
の製造方法。 - 【請求項５】 アルゴン又は窒素と塩素との混合ガス雰
囲気中で溶製時に合金溶湯を脱ガスする請求項３記載の
耐摩耗性，鋳造性，鍛造性に優れた鋳造・鍛造用アルミ
合金材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26688496A JP3346186B2 (ja) | 1996-10-08 | 1996-10-08 | 耐摩耗性，鋳造性，鍛造性に優れた鋳造・鍛造用アルミ合金材及びその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26688496A JP3346186B2 (ja) | 1996-10-08 | 1996-10-08 | 耐摩耗性，鋳造性，鍛造性に優れた鋳造・鍛造用アルミ合金材及びその製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10110231A true JPH10110231A (ja) | 1998-04-28 |
| JP3346186B2 JP3346186B2 (ja) | 2002-11-18 |
Family
ID=17437003
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26688496A Expired - Fee Related JP3346186B2 (ja) | 1996-10-08 | 1996-10-08 | 耐摩耗性，鋳造性，鍛造性に優れた鋳造・鍛造用アルミ合金材及びその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3346186B2 (ja) |
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002339030A (ja) * | 2001-05-17 | 2002-11-27 | Yamaha Motor Co Ltd | ダイカスト用アルミニウム合金 |
| WO2009059593A2 (de) * | 2007-11-08 | 2009-05-14 | Ksm Castings Gmbh | Ai/si-gusslegierungen |
| JP2011502853A (ja) * | 2007-11-08 | 2011-01-27 | カーエスエム キャスティングス ゲーエムベーハー | 自動車用フロントアクスルキャリア |
| CN102979937A (zh) * | 2012-11-13 | 2013-03-20 | 安徽春辉仪表线缆集团有限公司 | 一种止回阀阀体铝合金铸造方法 |
| CN102978486A (zh) * | 2012-11-13 | 2013-03-20 | 安徽春辉仪表线缆集团有限公司 | 一种闸阀阀瓣的铝合金铸造成型方法 |
| CN103740986A (zh) * | 2014-01-02 | 2014-04-23 | 上海大学 | 汽车用铝合金耐磨材料及制备Al-Si-Cu-Mg系合金的汽车零部件的方法 |
| CN104498783A (zh) * | 2014-11-28 | 2015-04-08 | 深圳市蓝海精密模具有限公司 | 新型铝合金及其制备方法 |
| US9797031B2 (en) | 2012-08-23 | 2017-10-24 | Ksm Castings Group Gmbh | Aluminum casting alloy |
| US9982329B2 (en) | 2013-02-06 | 2018-05-29 | Ksm Castings Group Gmbh | Aluminum casting alloy |
| CN112795820A (zh) * | 2019-10-28 | 2021-05-14 | 晟通科技集团有限公司 | 建筑用铝合金模板压铸材料 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN106141584B (zh) * | 2016-07-21 | 2019-03-05 | 东莞彩龙五金弹簧制造有限公司 | 一种铝套及其加工工艺 |
-
1996
- 1996-10-08 JP JP26688496A patent/JP3346186B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (16)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002339030A (ja) * | 2001-05-17 | 2002-11-27 | Yamaha Motor Co Ltd | ダイカスト用アルミニウム合金 |
| US8567801B2 (en) | 2007-11-08 | 2013-10-29 | Ksm Castings Group Gmbh | Front-axle bracket for motor vehicles |
| WO2009059593A2 (de) * | 2007-11-08 | 2009-05-14 | Ksm Castings Gmbh | Ai/si-gusslegierungen |
| WO2009059593A3 (de) * | 2007-11-08 | 2009-07-16 | Ksm Castings Gmbh | Ai/si-gusslegierungen |
| JP2011502853A (ja) * | 2007-11-08 | 2011-01-27 | カーエスエム キャスティングス ゲーエムベーハー | 自動車用フロントアクスルキャリア |
| US8083244B2 (en) | 2007-11-08 | 2011-12-27 | Ksm Castings Gmbh | Front-axle bracket for motor vehicles |
| US8302979B2 (en) | 2007-11-08 | 2012-11-06 | Ksm Castings Gmbh | Front-axle bracket for motor vehicles |
| US8333395B2 (en) | 2007-11-08 | 2012-12-18 | Ksm Castings Group Gmbh | Front-axle bracket for motor vehicles |
| US9797031B2 (en) | 2012-08-23 | 2017-10-24 | Ksm Castings Group Gmbh | Aluminum casting alloy |
| CN102978486A (zh) * | 2012-11-13 | 2013-03-20 | 安徽春辉仪表线缆集团有限公司 | 一种闸阀阀瓣的铝合金铸造成型方法 |
| CN102979937B (zh) * | 2012-11-13 | 2015-06-03 | 安徽春辉仪表线缆集团有限公司 | 一种止回阀阀体铝合金铸造方法 |
| CN102979937A (zh) * | 2012-11-13 | 2013-03-20 | 安徽春辉仪表线缆集团有限公司 | 一种止回阀阀体铝合金铸造方法 |
| US9982329B2 (en) | 2013-02-06 | 2018-05-29 | Ksm Castings Group Gmbh | Aluminum casting alloy |
| CN103740986A (zh) * | 2014-01-02 | 2014-04-23 | 上海大学 | 汽车用铝合金耐磨材料及制备Al-Si-Cu-Mg系合金的汽车零部件的方法 |
| CN104498783A (zh) * | 2014-11-28 | 2015-04-08 | 深圳市蓝海精密模具有限公司 | 新型铝合金及其制备方法 |
| CN112795820A (zh) * | 2019-10-28 | 2021-05-14 | 晟通科技集团有限公司 | 建筑用铝合金模板压铸材料 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3346186B2 (ja) | 2002-11-18 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| AU2016343539B2 (en) | Aluminum alloy | |
| JP5698695B2 (ja) | 自動車用アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法 | |
| JP3346186B2 (ja) | 耐摩耗性，鋳造性，鍛造性に優れた鋳造・鍛造用アルミ合金材及びその製造法 | |
| JP2004084058A (ja) | 輸送機構造材用アルミニウム合金鍛造材の製造方法およびアルミニウム合金鍛造材 | |
| JP3332885B2 (ja) | セミソリッド加工用アルミニウム基合金及びその加工部材の製造方法 | |
| JP2004292937A (ja) | 輸送機構造材用アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法 | |
| JP3726087B2 (ja) | 輸送機構造材用アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法 | |
| JP2000265232A (ja) | 高温疲労強度及び耐摩耗性に優れたアルミニウム合金製ピストン及びその製造方法 | |
| JP2006274415A (ja) | 高強度構造部材用アルミニウム合金鍛造材 | |
| JP2001316787A (ja) | 輸送機器用Ａｌ合金の半溶融ビレットの製造方法 | |
| JP2003277868A (ja) | 耐応力腐食割れ性に優れたアルミニウム合金鍛造材および鍛造材用素材 | |
| JP2001011559A (ja) | 耐食性に優れた高強度アルミニウム合金押出材およびその製造方法 | |
| JP4088546B2 (ja) | 高温特性に優れたアルミニウム合金鍛造材の製造方法 | |
| JPH07197165A (ja) | 高耐磨耗性快削アルミニウム合金とその製造方法 | |
| JPH09249949A (ja) | アルミ押出し材鍛造製品の製造方法 | |
| JP3852915B2 (ja) | 輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方法 | |
| JP2848368B2 (ja) | 耐摩耗性及び靭性に優れたコンプレッサー部品用アルミ合金の製造方法 | |
| JPS62149839A (ja) | 強度に優れた耐摩耗性加工用アルミニウム合金 | |
| EP1522600B1 (en) | Forged aluminium alloy material having excellent high temperature fatigue strength | |
| JPH08232035A (ja) | 曲げ加工性に優れたバンパー用高強度アルミニウム合金材およびその製造方法 | |
| JP2006161103A (ja) | アルミニウム合金部材およびその製造方法 | |
| JP3687505B2 (ja) | 鋳造鍛造用アルミニウム合金及び鋳造鍛造材の製造方法 | |
| JPH09209069A (ja) | 展伸用耐磨耗性Ａｌ合金及び展伸用耐磨耗性Ａｌ合金よりなるスクロール、並びにそれらの製造方法 | |
| KR102012952B1 (ko) | 알루미늄 합금 및 그 제조방법 | |
| JP2003155535A (ja) | 自動車ブラケット用アルミニウム合金押出材およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Year of fee payment: 6 Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080906 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090906 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Year of fee payment: 7 Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090906 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Year of fee payment: 8 Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100906 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Year of fee payment: 9 Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110906 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110906 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Year of fee payment: 10 Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120906 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |